WO2017043374A1 - オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法 Download PDF

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一成 今川
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弘章 志知
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Definitions

  • the present invention relates to a welding method for an austenitic stainless steel sheet for welding austenitic stainless steel sheets in a stacked manner.
  • a dual structure exhaust manifold is installed that has an inner pipe and an outer pipe, and a gap is provided between the inner pipe and the outer pipe.
  • ferritic stainless steel with a low coefficient of thermal expansion is usually used for the single structure exhaust manifold, but austenitic stainless steel, which has better workability than ferritic stainless steel, is used for the inner pipe of the dual structure exhaust manifold. Used.
  • the inner and outer pipes of the dual structure exhaust manifold are often manufactured by fillet welding by arc welding such as MIG welding with the press-molded pipe parts overlapped.
  • the present invention has been made in view of these points, and an object of the present invention is to provide a method for welding an austenitic stainless steel sheet in which welding defects are less likely to occur.
  • the welding method for the austenitic stainless steel sheet according to claim 1 is as follows: C: 0.08 mass% or less, Si: 1.5 mass% or more and 4.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, P : 0.04 mass% or less, S: 0.01 mass% or less, Cr: 16.0 mass% or more and 22.0 mass% or less, Ni: 10.0 mass% or more and 14.0 mass% or less, and N : 0.08% by mass or less, and at least one of Nb and Ti in total containing 1.0% by mass or less, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities.
  • An austenitic stainless steel plate of 0 mm or less is overlapped and the overlap portion is welded by arc welding, and the weld back surface portion, which is the highest temperature at the time of welding on the weld back surface, starts from 1200 ° C. at a cooling rate of 110 ° C./second or more. Cool to 900 ° C It is intended to.
  • the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to claim 2 is the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to claim 1, wherein the austenitic stainless steel sheet includes at least one of Al, Zr and V in total 1 0.0 mass% or less.
  • the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to claim 3 is the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the austenitic stainless steel sheet is a total of 4.0 of at least one of Mo and Cu. It is contained in mass% or less.
  • the method for welding an austenitic stainless steel sheet according to claim 4 is the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the austenitic stainless steel sheet contains 0.01% by mass or less of B. To do.
  • the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to claim 5 is the welding method for an austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein the overlap length of the welded joint portion when welding the lap portion is long.
  • the thickness is 2.5 mm or more.
  • the welding back surface portion which is the highest temperature portion during welding, is cooled from 1200 ° C. to 900 ° C. at a cooling rate of 110 ° C./second or more. Can be prevented and welding defects can be prevented.
  • the dual structure exhaust manifold includes an outer pipe and an inner pipe disposed inside the outer pipe via a gap. These outer pipe and inner pipe are each MIG welded using a welding rod such as a welding wire in the weld joint 1 shown in FIG. 1, and a hollow heat insulating layer is arranged between the outer pipe and the inner pipe. It is fixed in the state.
  • the welded joint portion 1 includes a pipe base material part 2, a pipe base material part 3, a welded part 4 in which these pipe base material parts 2 and 3 are welded, and a pipe base.
  • the structure includes a bond portion 5 that is a boundary between the material portions 2 and 3 and the weld portion 4.
  • the broken line of FIG. 1 shows the set state of the pipe
  • the inner pipe is thinner than the outer pipe, and it is very difficult to control the amount of heat input during welding, so it is important to make it difficult for weld defects such as high temperature cracking and ductile degradation cracking to occur.
  • an austenitic stainless steel plate having a thickness of 0.6 mm or more and 1.0 mm or less, which is superior in workability to ferritic stainless steel, is used for the inner tube.
  • the austenitic stainless steel of the inner pipe is specifically designed as follows.
  • the base tube component (austenitic stainless steel) of the inner pipe is 0.08 mass% or less C (carbon), 1.5 mass% or more and 4.0 mass% or less Si (silicon), 2.0 mass% or less.
  • Mn manganese
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • Cr chromium
  • It contains 0 mass% or more and 14.0 mass% or less of Ni (nickel) and 0.08 mass% or less of N (nitrogen), and at least one of Nb (niobium) and Ti (titanium) in total 1 0.0 mass% or less, and the balance is composed of Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the austenitic stainless steel may contain a total of 1.0% by mass or less of at least one of Al (aluminum), Zr (zirconium), and V (vanadium) as necessary.
  • the austenitic stainless steel may be configured to contain a total of 4.0% by mass or less of at least one of Mo (molybdenum) and Cu (copper) as necessary.
  • the austenitic stainless steel may contain 0.01% by mass or less of B (boron) as necessary.
  • the C is effective in improving the high temperature strength of austenitic stainless steel, but if it is contained in excess of 0.08 mass%, Cr carbide may be formed during use and the toughness may deteriorate. There is a possibility that the amount of solid solution Cr effective in improving the high temperature oxidation resistance may be reduced. Therefore, the C content is set to 0.08% by mass or less (excluding no addition).
  • Si is very effective in improving high-temperature oxidation characteristics.
  • a Si concentrated film is formed inside the Cr oxide in the temperature range of 850 to 900 ° C. , Contributes to the improvement of scale peel resistance.
  • the content of Si is set to 1.5% by mass or more and 4.0% by mass or less, preferably 3.0% by mass or more and 4.0% by mass or less.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element and mainly has an effect of adjusting the ⁇ phase balance.
  • the content of Mn is set to 2.0% by mass or less (excluding no addition).
  • the content of P is set to 0.04% by mass or less.
  • S may cause the hot workability of the austenitic stainless steel to be lowered if it is contained in an amount exceeding 0.01% by mass as in the case of P, it is preferable to reduce the content as much as possible. Therefore, the S content is 0.01% by mass or less.
  • Cr is an element that suppresses scale formation at high temperatures and is effective in improving high-temperature oxidation characteristics. To exhibit such effects, it is necessary to contain 16.0% by mass or more. On the other hand, when Cr is excessively contained exceeding 22.0 mass%, ⁇ embrittlement may be induced. Therefore, the Cr content is 16.0 mass% or more and 22.0 mass% or less.
  • Ni is an austenite phase stabilizing element, and is contained mainly for adjusting the ⁇ phase balance, but in order to achieve such an action, it is necessary to contain 10.0% by mass or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, the cost is increased, so the upper limit of the Ni content is 14.0% by mass. Therefore, the Ni content is 10.0% by mass or more and 14.0% by mass or less.
  • N is an element that improves the high-temperature strength by solid solution strengthening, but if it is excessively contained in excess of 0.08 mass%, the toughness may be reduced due to the formation of Cr nitride. Therefore, the content of N is set to 0.08% by mass or less (excluding no addition).
  • Nb and Ti are elements that combine with C and N to improve the high temperature strength, but if contained excessively, there is a possibility of lowering the melting point. Therefore, when Nb and Ti are contained for the purpose of improving the high-temperature strength, at least one of Nb and Ti is contained in a total amount of 1.0% by mass or less.
  • Al is a strong ferrite-forming element and is effective in stabilizing the ⁇ phase.
  • Zr and V are elements that combine with C and N to improve the high temperature strength.
  • Al, Zr and V are contained excessively, there is a possibility that the melting point is lowered. Therefore, when Al, Zr and V are contained for the purpose of improving the high temperature strength, it is preferable to contain at least one of Al, Zr and V in a total amount of 1.0% by mass or less.
  • Mo is a ferrite-forming element and is effective in improving the high-temperature strength. However, if excessively contained, ⁇ embrittlement may be caused and the toughness may be reduced.
  • Cu is an austenite-forming element and is useful for improving the high-temperature strength. However, if excessively contained, Cu may cause a decrease in high-temperature oxidation resistance. Therefore, when Mo and Cu are contained for the purpose of improving high temperature strength, it is preferable to contain at least one of Mo and Cu in a total amount of 4.0% by mass or less.
  • the content of B when B is contained for the purpose of improving heat resistance is preferably 0.01% by mass or less.
  • MIG welding is performed with the inner pipes partially overlapped.
  • the welding conditions in MIG welding, the type of the welding core wire, the flow rate of the shielding gas, and the like can be set and selected as appropriate.
  • inert gas such as argon and nitrogen
  • oxygen concentration in an inert gas into 5.0 volume% or less from a viewpoint of prevention of the entrainment of the oxide in a welding part.
  • the welding back surface portion 7 which is the highest temperature on the welding back surface 6 after welding is cooled from 1200 ° C. to 900 ° C. at a cooling rate of 110 ° C./second or more.
  • a method of increasing the cooling rate after welding and increasing the cooling rate to 110 ° C./second or more for example, a method of reducing the heat input itself in welding within the allowable range in the properties of the product, or promoting heat transfer Therefore, a method of attaching a contact plate such as Cu to the welding back surface 6, a method of adjusting the flow rate of the back shield gas, a method of spraying the shielding gas directly on the welding back surface 6 and the like can be appropriately performed.
  • the overlapping portion 8 where the steel plates overlap each other that is most difficult to transfer heat during welding. Therefore, in order to increase the volume of the overlapping portion 8 and promote heat conduction (heat transfer), a configuration in which the length of the overlapping margin W of the overlapping portion 8 is 2.5 mm or more is preferable. It is more preferable that it is 4.0 mm or more.
  • the cooling rate at the time of cooling the welded back surface portion 7 which is the portion of the welded back surface 6 where the temperature is highest during welding from 1200 ° C. to 900 ° C. is 110 ° C./second.
  • heat generated during welding can be transferred to another part at an early stage on the welding back surface 6 where welding defects are likely to occur. Therefore, the influence by the heat
  • the length of the overlap margin W when welding the overlap portion 8 when welding the overlap portion 8 to 2.5 mm or more, the volume of the overlap portion 8 can be increased to promote heat conduction (heat transfer), and the cooling rate can be increased. Therefore, the occurrence of welding defects can be effectively prevented. Furthermore, if the length of the overlap margin W is 4.0 mm or more, the occurrence of welding defects can be more effectively prevented.
  • the MIG welding method is used as the arc welding.
  • a TIG welding method, a MAG welding method, a covered arc welding method, and the like are also applicable.
  • the overlap portion 8 is fillet welded.
  • the vicinity of the central portion of the overlap portion 8 may be welded as in the modification shown in FIG.
  • the above-described welding method for austenitic stainless steel plates can be applied both when welding austenitic stainless steel plates and when welding austenitic stainless steel plates with other materials.
  • An austenitic stainless steel having the components shown in Table 1 was melted to form a cold-rolled annealed plate having a thickness of 0.8 mm.
  • a plate-shaped specimen of 100 ⁇ 200 mm was cut out from each cold-rolled annealed plate.
  • Table 2 shows the overlap allowance in each steel type, the cooling rate when the welded back surface portion is cooled from 1200 ° C. to 900 ° C., and the crack generation rate, and the relationship between the cooling rate and the crack generation rate is shown in FIG. In FIG. 3, ⁇ indicates a case where no crack occurred, and ⁇ indicates a case where a crack occurred.
  • the steel grade No. which is the present example having a cooling rate of 110 ° C./second or more when cooling the welding back surface portion from 1200 ° C. to 900 ° C. 1 to steel type no. In all of the samples, no cracks occurred on the weld back surface, and the weldability was excellent.
  • steel type No. which is a comparative example in which the cooling rate when cooling the welding back surface portion from 1200 ° C. to 900 ° C. is less than 110 ° C./second. 11 to steel type No. In all 15, weld cracks occurred, and the weldability was insufficient.
  • the present invention can be used when an austenitic stainless steel plate is stacked and welded, for example, when a double structure exhaust manifold or the like is manufactured.

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Abstract

溶接欠陥が発生しにくいオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法を提供する。　質量％で、０．０８％以下のＣ、１．５～４．０％のＳｉ、２．０％以下のＭｎ、０．０４％以下のＰ、０．０１％以下のＳ、１６．０～２２．０％のＣｒ、１０．０～１４．０％のＮｉ、および、０．０８％以下のＮを含有するとともに、ＮｂおよびＴｉの少なくとも１種を合計１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物にて構成された板厚０．６～１．０ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼板を重ねてアーク溶接にて重ね部を溶接する。また、溶着裏面部を、１１０℃／秒以上の冷却速度で１２００℃から９００℃まで冷却する。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板を重ねて溶接するためのオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法に関する。
　近年、環境問題の観点から排気ガスの規制が厳しくなり、燃費やエンジンの燃焼効率をより向上させるため、排気ガス温度を上昇させる傾向にある。
　また、エンジン始動の際の排気ガス浄化性能の効率化を目的として、内管と外管とを備え、これら内管と外管との間に空隙が設けられた二重構造エキゾーストマニホールドが搭載されることがある（例えば、特許文献１ないし３参照。）。
　この種の二重構造エキゾーストマニホールドでは、内管が単構造エキゾーストマニホールドより薄肉化される傾向にある。
　そのため、通常、単構造エキゾーストマニホールドには熱膨張係数の小さいフェライト系ステンレス鋼が用いられるが、二重構造エキゾーストマニホールドの内管には、フェライト系ステンレス鋼より加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が用いられる。
特開平１１－９３６５４号公報 特開平８－３３４０１７号公報 特開平８－３３４０１８号公報
　二重構造エキゾーストマニホールドの内管および外管は、プレス成形された管部品を重ね合わせてＭＩＧ溶接等のアーク溶接による隅肉溶接にて製造されることが多い。
　しかしながら、二重構造エキゾーストマニホールドの内管は、通常の単構造エキゾーストマニホールドより薄肉であるため、溶接における入熱量の制御が非常に難しく、特に溶接継手部にて、高温割れや延性低下割れ等の溶接欠陥が発生しやすいという問題がある。
　本発明はこのような点に鑑みなされたもので、溶接欠陥が発生しにくいオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法を提供することを目的とする。
　請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上４．０質量％以下、Ｍｎ：２．０質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１６．０質量％以上２２．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以上１４．０質量％以下、および、Ｎ：０．０８質量％以下を含有するとともに、ＮｂおよびＴｉの少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物にて構成された板厚０．６ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ねてアーク溶接にて重ね部を溶接し、溶接裏面において溶接時に温度が最高となる部位である溶着裏面部を、１１０℃／秒以上の冷却速度で１２００℃から９００℃まで冷却するものである。
　請求項２に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法において、オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ａｌ、ＺｒおよびＶのうちの少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有するものである。
　請求項３に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、請求項１または２記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法において、オーステナイト系ステンレス鋼板は、ＭｏおよびＣｕの少なくとも１種を合計４．０質量％以下含有するものである。
　請求項４に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、請求項１ないし３いずれか一記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法において、オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｂを０．０１質量％以下含有するものである。
　請求項５に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、請求項１ないし４いずれか一記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法において、重ね部を溶接する際の溶接継手部の重ね代の長さを２．５ｍｍ以上とするものである。
　本発明によれば、溶接裏面において溶接時に温度が最高となる部位である溶着裏面部を、１１０℃／秒以上の冷却速度で１２００℃から９００℃まで冷却するため、溶接の際に発生した熱を移動でき、溶接欠陥の発生を防止できる。
本発明の一実施の形態に係る溶接継手部を模式的に示す断面図である。 同上溶接継手部の変形例を模式的に示す断面図である。 本実施例および比較例における冷却速度と割れ発生率との関係を示すグラフである。
　以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。
　二重構造エキゾーストマニホールドは、外管と、この外管より内側に間隙を介して配置された内管とを備える。これら外管および内管は、それぞれ図１に示す溶接継手部１にて、溶接ワイヤ等の溶接棒を用いＭＩＧ溶接されて、外管と内管との間に中空の断熱層が配置された状態で固定されている。
　また、このように溶接することにより、溶接継手部１は、管母材部２と、管母材部３と、これら管母材部２，３が溶着している溶着部４と、管母材部２，３と溶着部４との境界であるボンド部５とを有する構成となる。なお、図１の破線は溶着前の管母材部２，３のセット状態を示す。
　内管は、外管より薄肉であり、溶接における入熱量の制御が非常に難しいため、例えば高温割れや延性低下割れ等の溶接欠陥が発生しにくいようにすることが重要である。
　そこで、内管には、フェライト系ステンレス鋼より加工性に優れる板厚０．６ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼板が用いられている。また、内管のオーステナイト系ステンレス鋼は、具体的に下記の通り成分設計されている。
　内管の母材成分（オーステナイト系ステンレス鋼）は、０．０８質量％以下のＣ（炭素）、１．５質量％以上４．０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、２．０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．０４質量％以下のＰ（リン）、０．０１質量％以下のＳ（硫黄）、１６．０質量％以上２２．０質量％以下のＣｒ（クロム）、１０．０質量％以上１４．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）、および、０．０８質量％以下のＮ（窒素）を含有するとともに、Ｎｂ（ニオブ）およびＴｉ（チタン）の少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物にて構成されている。
　なお、オーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて、Ａｌ（アルミニウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）およびＶ（バナジウム）のうちの少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有する構成にしてもよい。
　また、オーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて、Ｍｏ（モリブデン）およびＣｕ（銅）の少なくとも１種を合計４．０質量％以下含有する構成にしてもよい。
　さらに、オーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて、０．０１質量％以下のＢ（ホウ素）を含有する構成にしてもよい。
　Ｃは、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度の向上に有効であるが、０．０８質量％を超えて過剰に含有させると、使用中にＣｒ炭化物を形成して靭性が劣化する可能性があるとともに、耐高温酸化性の向上に有効な固溶Ｃｒ量が減少する可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０８質量％以下（無添加を含まず。）とする。
　Ｓｉは、高温酸化特性の向上に非常に有効であり、母材において１．５質量％以上含有させることにより、８５０～９００℃の温度域でＳｉ濃化被膜をＣｒ酸化物の内側に形成させ、耐スケール剥離性の向上に寄与する。一方、Ｓｉを、母材において４．０質量％を超えて過剰に含有させると、σ脆化感受性を高め、使用中にσ脆化を誘発する可能性がある。したがって、Ｓｉの含有量は、１．５質量％以上４．０質量％以下とし、好ましくは３．０質量％以上４．０質量％以下とする。
　Ｍｎは、オーステナイト相安定化元素であり、主としてδ相バランスを調整する作用を奏するが、２．０質量％を超えて過剰に含有させると、耐高温酸化性の低下を招いてしまう可能性がある。したがって、Ｍｎの含有量は２．０質量％以下（無添加を含まず。）とする。
　Ｐは、０．０４質量％を超えて含有させるとオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を低下させる可能性があるため、可能な限り含有量を低減することが好ましい。したがって、Ｐの含有量は０．０４質量％以下とする。
　Ｓは、Ｐと同様に０．０１質量％を超えて含有させるとオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を低下させる可能性があるため、可能な限り含有量を低減することが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１質量％以下とする。
　Ｃｒは、高温でのスケール生成を抑制し、高温酸化特性の向上に有効な元素であり、このような作用を奏するには１６．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒを２２．０質量％を超えて過剰に含有させると、σ脆化を誘発する可能性がある。したがって、Ｃｒの含有量は１６．０質量％以上２２．０質量％以下とする。
　Ｎｉは、オーステナイト相安定化元素であり、主としてδ相バランスを調整するために含有させるが、このような作用を奏するには、１０．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、コストの上昇を招くことから、Ｎｉの含有量の上限は１４．０質量％とする。したがって、Ｎｉの含有量は１０．０質量％以上１４．０質量％以下とする。
　Ｎは、固溶強化により高温強度を向上させる元素であるが、０．０８質量％を超えて過剰に含有させると、Ｃｒ窒化物の形成により、靭性を低下させる可能性がある。したがって、Ｎの含有量は、０．０８質量％以下（無添加を含まず。）とする。
　ＮｂおよびＴｉは、ＣやＮと結合し高温強度を向上させる元素であるが、過剰に含有させると、低融点化につながる可能性がある。したがって、高温強度を向上する目的でＮｂおよびＴｉを含有させる場合は、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１種を合計１．０質量％以下で含有させる。
　Ａｌは、強力なフェライト生成元素であり、δ相の安定化に有効である。また、ＺｒおよびＶは、ＣやＮと結合し高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ａｌ、ＺｒおよびＶは、過剰に含有させると、低融点化につながる可能性がある。したがって、高温強度を向上する目的でＡｌ、ＺｒおよびＶを含有させる場合は、Ａｌ、ＺｒおよびＶのうちの少なくとも１種を合計１．０質量％以下で含有させることが好ましい。
　Ｍｏは、フェライト生成元素であり、高温強度の向上に有効であるが、過剰に含有させるとσ脆化を招き、靭性が低下する可能性がある。また、Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、高温強度の向上に有用であるが、過剰に含有させると耐高温酸化性の低下を招く可能性がある。したがって、高温強度の向上を目的としてＭｏおよびＣｕを含有させる場合は、ＭｏおよびＣｕのうちの少なくとも１種を合計４．０質量％以下で含有させることが好ましい。
　Ｂは、溶接継手部の粒界強度を向上させて耐熱性の向上に有効であるが、多量に含有させると熱間加工性が低下してしまう可能性がある。したがって、耐熱性の向上を目的としてＢを含有させる場合のＢの含有量は、０．０１質量％以下が好ましい。
　次に、上記オーステナイト系ステンレス鋼板を溶接する際の溶接方法について説明する。
　内管を溶接する際には、内管の一部同士を重ね合わせた状態にて、ＭＩＧ溶接を行う。
　なお、ＭＩＧ溶接における溶接条件、溶接心線の種類およびシールドガスの流量等は、適宜設定選択可能である。シールドガスの種類については、アルゴンや窒素等の不活性ガスを用い、溶接部での酸化物の巻き込み防止の観点から不活性ガス中の酸素濃度は５．０体積％以下とすることが好ましい。
　ＭＩＧ溶接における溶接高温割れ等の溶接欠陥の発生を防止するには、溶接後に冷却することにより、溶接の際に発生した熱を早期に他の部位へ伝達させ熱移動させることが重要である。
　溶接後に素早く熱移動させて効果的に溶接欠陥の発生を防止するためには、溶接継手部１において、溶接を施した面とは反対側の溶接裏面６の冷却速度を制限することが有効である。
　具体的には、溶接後に溶接裏面６において温度が最高となる部位である溶着裏面部７を、１１０℃／秒以上の冷却速度で１２００℃から９００℃まで冷却する。
　溶接後の冷却速度を上昇させ、冷却速度を１１０℃／秒以上にする方法としては、例えば、溶接での入熱そのものを製品の性質上許容される範囲で低減する方法、熱伝達を促進するために溶接裏面６にＣｕ等の当て板を取り付ける方法、バックシールドガスの流量を調整する方法、および、シールドガスを溶接裏面６へ直接吹き付ける方法等にて適宜実施可能である。
　ここで、溶接の際に最も熱移動しにくいのは、鋼板同士が重なった重ね部８である。そこで、重ね部８の体積を大きくして熱伝導（熱移動）を促進させるため、重ね部８の重ね代Ｗの長さを２．５ｍｍ以上にする構成が好ましく、重ね代Ｗの長さが４．０ｍｍ以上であるとより好ましい。
　そして、上記オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法によれば、溶接裏面６において溶接時に温度が最高となる部位である溶着裏面部７を１２００℃から９００℃まで冷却する際の冷却速度を１１０℃／秒以上とするため、溶接欠陥が発生しやすい溶接裏面６において溶接の際に発生した熱を早期に他の部位へ移動できる。そのため、溶接欠陥の原因となる溶接の際に発生した熱による影響を抑制でき、高温割れやＨＡＺ部（熱影響部）の延性低下割れ等の溶接欠陥の発生を防止できる。
　また、重ね部８を溶接する際の重ね代Ｗの長さを２．５ｍｍ以上にすることにより、重ね部８の体積を大きくして熱伝導（熱移動）を促進でき、冷却速度を上昇できるため、溶接欠陥の発生を効果的に防止できる。さらに、重ね代Ｗの長さを４．０ｍｍ以上にすると、溶接欠陥の発生をより効果的に防止できる。
　なお、上記オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法では、アーク溶接としてＭＩＧ溶接法を用いているが、例えば、ＴＩＧ溶接法、ＭＡＧ溶接法および被覆アーク溶接法等も適用可能である。
　また、上記オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法では、重ね部８を隅肉溶接しているが、例えば図２に示す変形例のように、重ね部８の中央部付近を溶接してもよい。
　さらに、上記オーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法は、オーステナイト系ステンレス鋼板同士を溶接する場合、および、オーステナイト系ステンレス鋼板を他の材料と溶接する場合のいずれにも適用可能である。
　以下、本実施例および比較例について説明する。
　表１に示す成分のオーステナイト系ステンレス鋼を溶製し、板厚０．８ｍｍの冷延焼鈍板とした。また、各冷延焼鈍板から１００×２００ｍｍの板状の供試材を切り出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各鋼種の供試材を２枚重ね合わせて、電流１２０Ａ、電圧１４．４Ｖ、溶接心線３０８（φ１．２ｍｍ）、シールドガスＡｒ＋５体積％Ｏ２、および、シールドガス流量１０Ｌ／分の条件でＭＩＧ溶接を施した後、バックシールドガスとしてＡｒを溶接裏面へ直接吹き付けて溶着裏面部を冷却した。なお、冷却速度は、バックシールドガスの流量を調整することでコントロールした。
　各鋼種で５つの検体を作製し評価数を５として、溶着裏面部に割れが発生していたものを割れ判定とし割れの発生率を算出した。
　各鋼種における重ね代、溶着裏面部を１２００℃から９００℃まで冷却する際の冷却速度、および、割れ発生率を表２に示し、冷却速度と割れ発生率との関係を図３に示す。なお、図３において、◇は割れが発生しなかった場合を示し、◆は割れが発生した場合を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２および図３に示すように、溶着裏面部を１２００℃から９００℃まで冷却する際の冷却速度が１１０℃／秒以上の本実施例である鋼種Ｎｏ．１ないし鋼種Ｎｏ．１０のいずれも溶着裏面部に割れが発生しておらず、溶接性に優れていた。
　一方、溶着裏面部を１２００℃から９００℃まで冷却する際の冷却速度が１１０℃／秒未満の比較例である鋼種Ｎｏ．１１ないし鋼種Ｎｏ．１５のいずれも溶接割れが発生しており、溶接性が不十分であった。
　本発明は、例えば二重構造エキゾーストマニホールド等を製造する場合において、オーステナイト系ステンレス鋼板を重ねて溶接する際に利用できる。
　１　　溶接継手部
　６　　溶接裏面
　７　　溶着裏面部
　８　　重ね部
　Ｗ　　重ね代

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．０８質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上４．０質量％以下、Ｍｎ：２．０質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１６．０質量％以上２２．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以上１４．０質量％以下、および、Ｎ：０．０８質量％以下を含有するとともに、ＮｂおよびＴｉの少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物にて構成された板厚０．６ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ねてアーク溶接にて重ね部を溶接し、
    　溶接裏面において溶接時に温度が最高となる部位である溶着裏面部を、１１０℃／秒以上の冷却速度で１２００℃から９００℃まで冷却する
    　ことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法。
  2. 　オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ａｌ、ＺｒおよびＶのうちの少なくとも１種を合計１．０質量％以下含有する
    　ことを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法。
  3. 　オーステナイト系ステンレス鋼板は、ＭｏおよびＣｕの少なくとも１種を合計４．０質量％以下含有する
    　ことを特徴とする請求項１または２記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法。
  4. 　オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｂを０．０１質量％以下含有する
    　ことを特徴とする請求項１ないし３いずれか一記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法。
  5. 　重ね部を溶接する際の溶接継手部の重ね代の長さを２．５ｍｍ以上とする
    　ことを特徴とする請求項１ないし４いずれか一記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接方法。
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